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Heteroepitaxie von nitridischen und oxidischen
Verbindungshalbleitern mittels metallorganischer
Gasphasenepitaxie
Habiliationsschrift
zur Erlangung des akademischen Grades
doctor rerum naturalium habilitatus (Dr. rer. nat. habil.)
vorgelegt der Fakultät für
Naturwissenschaften
der Otto-von-Guericke-Universität Magdeburg
von
Dr. rer. nat. Armin Dadgar
geboren am 19. September 1966 in Heilbronn
Magdeburg, den 1.2.2004
Kurzfassung
Verbindungshalbleiter sind die wesentlichen Elemente von alltäglichen, winzigen, opto-
elektronischen Bauelementen wie Lasern, LEDs und Hochfrequenzbauelementen, wie sie
z.B. für Mobilfunk- und Radaranwendungen benötigt werden. In der vorliegenden Arbeit
wird über die hierbei erzielten Fortschritte im Kristallwachstum und dem Verständnis der
zugrundeliegenden physikalischen Prozesse mit der metallorganischen Gasphasenepitaxie
(MOVPE) von zwei Verbindungshalbleiterklassen, den Gruppe-II-Oxiden (Zink-Oxid
(ZnO)) und den Gruppe-III-Nitriden (Gallium-Nitrid (GaN)), berichtet. Beide Halbleiter-
klassen eignen sich insbesondere für Lichtemitter im grünen bis ultravioletten
Wellenlängenbereich, sowie für Hochfrequenz- und Hochtemperaturbauelemente.
Das für eine Massenproduktion wichtige MOVPE-Verfahren wurde bislang für ZnO kaum
eingesetzt. In dieser Arbeit wurde ein Verfahren für das MOVPE-Wachstum von ZnO
entwickelt, welches die Herstellung von hochwertigen Schichten ermöglicht und somit das
Fundament für weitere Entwicklungen schafft.
Im Fall des GaN gibt es bislang keine Eigensubstrate in größeren Stückzahlen und Größen,
was die Möglichkeiten im Bauelementdesign einschränkt. Aufgrund des Eigensubstrat-
mangels wird daher GaN noch auf Saphir und Silizium-Karbit Substraten abgeschieden.
Diese Substrate sind im Fall des Saphirs isolierend, im Fall von Silizium-Karbit teuer und
in beiden Fällen extrem hart, was die Herstellungskosten von Bauelementen merklich
erhöht. Die Abscheidung auf preiswerten, weicheren Silziumsubstraten kann daher die
Herstellungskosten deutlich senken und insbesondere die Möglichkeit, optoelektronische
(GaN) und elektronische (Si) Bauelemente zu integrieren, eröffnen. Vor 1999 scheiterte
das MOVPE-Wachstum von Bauelement-relevanten GaN-Schichten auf Silizium an der
hohen thermischen Fehlanpassung dieser Materialien, die zu Rissen im GaN ab Schicht-
dicken von �� µm führte und Bauelementstrukturen damit unbrauchbar machte. Im
Rahmen dieser Arbeit ist es erstmals gelungen mit zwei Konzepten rißfreie, bauelement-
relevante GaN Schichtdicken auf Silizium zu erzielen und mit diesen Verfahren
hochwertige Bauelemente wie Feldeffekttransistoren und Leuchtdioden mit kommerziell
interessanten Leistungsdaten zu realisieren. Physikalische Zusammenhänge, insbesondere
der Einfluß von Versetzungen und Zwischenschichten auf die optischen Eigenschaften,
wurden untersucht und erstmals detailliert der Verspannungszustand während des
Schichtwachstums analysiert. Einen Schwerpunkt bildete dabei der Einfluß von
Fremdatomen auf die Verspannung.
Inhalt
1 Einleitung................................................................................................ 7
2 Heteroepitaxie von ZnO ......................................................................... 9
2.1 Gasphasenreaktionen......................................................................... 9
2.2 Substrate .......................................................................................... 11
2.3 Schichtqualität .................................................................................. 12
2.4 p-Typ Dotierung ................................................................................ 13
3 Heteroepitaxie von GaN auf Silizium.................................................... 15
3.1 Keimschichten .................................................................................. 15
3.2 Rißvermeidung ................................................................................. 16
3.3 Verspannungen ................................................................................ 17
3.4 Versetzungen.................................................................................... 19
3.5 Verspannungskontrolle ..................................................................... 19
3.6 Versetzungsreduktion ....................................................................... 20
3.7 Bauelemente..................................................................................... 22
3.7.1 Feldeffekttransistoren ............................................................... 22
3.7.2 Leuchtdioden............................................................................ 23
4 Zusammenfassung............................................................................... 25
Ausgewählte Publikationen des Autors zu den Themen................................ 27
Veröffentlichungen anderer Wissenschaftler ................................................. 31
1 Einleitung 7
1 Einleitung
Halbleiter nehmen im modernen Leben eine bedeutende, aber aufgrund ihrer Winzigkeit
fast unbemerkte Rolle ein. Sie sind, vom Computer auf der Basis von Silizium über
Mikrowellenbauelemente für moderne Kommunikationstechniken bis zu Lasern für
Scannerkassen oder Unterhaltungselektronik (CD, DVD), aus dem heutigen Leben fast
nicht mehr wegzudenken. Die Hochfrequenzelektronik, wie z. B. für Mikrowellenbau-
elemente, basiert zum Teil, und aktive optoelektronische Bauelemente basieren praktisch
ausschließlich auf Verbindungshalbleitern, die aus Elementen der Gruppen III und V, bzw.
II und VI gebildet werden. Bauelemente auf Verbindungshalbleiterbasis, wie z.B. Indium-
Phosphid (InP) oder Gallium-Arsenid (GaAs), werden dafür mittels epitaktischer
Verfahren wie der Molekularstrahlepitaxie und der metallorganischen Gasphasenepitaxie
auf Eigensubstraten als kristallinem Träger, also InP bzw. GaAs, abgeschieden. Dies
garantiert hochwertige Schichten, insbesondere eine geringe Anzahl von Gitterfehlern in
den Halbleiterkristallen, da die Substrate mit geringer Fehlerdichte hergestellt werden
können.
Für Hochfrequenz- und insbesondere optoelektronische Anwendungen gab es vor ca. 15
Jahren für den Verbindungshalbleiter GaN einen Durchbruch, der darin lag, undotierte
GaN Schichten mit niedriger Ladungsträgerkonzentration dank neuartiger Keimschichten
[Ama86, Ama88] auf Heterosubstraten herstellen zu können und darauf aufbauend hoch-
wertige, p-Typ leitende Schichten abzuscheiden, die entscheidend für elektrisch gepumpte
optoelektronische Anwendungen sind [Ama89, Nak92]. Hauptproblem des Halbleiter-
systems der Gruppe-III-Nitride ist die Nichtverfügbarkeit von Eigensubstraten, weshalb
man die Schichten meist auf Saphir abscheidet, welches zwar eine geeignete dreizählige
Symmetrie und eine sechszählige Atomanordnung an der Kristalloberfläche aufweist, aber
eine andere Kristallstruktur und Gitterkonstante als GaN besitzt. Alternativ wird auch das
teurere, hexagonale und besser gitterangepaßte Silizium-Karbit verwendet. Für beide
Substrate ist die Weiterverarbeitung der Bauelemente aufgrund der extrem hohen Härte
(Mohssche Härte 9 bzw. 9,5) erschwert. Saphir ist dazu noch elektrisch isolierend und
besitzt eine schlechte Wärmeleitfähigkeit, was die Einsatzmöglichkeiten beschränkt.
Silizium, das Material der Mikroelektronik, ist billig, elektrisch und thermisch gut
leitfähig, und deutlich leichter zu bearbeiten.
Abgesehen von den derzeitigen kommerziellen Anwendungen besitzen ZnO und GaN
interessante physikalische Eigenschaften, wie z.B. eine starke Elektron-Phonon Kopplung,
die sie für die Realisierung eines Polaritonenlasers bei Raumtemperatur prädestinieren
[Kav03]. Da Polaritonen Bosonen sind, wäre bei solch einem Laser die Inversions-
bedingung aufgrund des Wegfalls des Pauli-Prinzips immer erfüllt. Dies bedeutet auch,
daß der Laser theoretisch einen Schwellstrom von fast Null besitzt und dazu führt, daß die
8 1 Einleitung
energetische Schärfe der Übergänge aufgrund der unendlichen Anzahl an Zuständen einem
herkömmlichen Halbleiterlaser deutlich überlegen sein kann. Für die Realisierung solch
eines Lasers sind aber noch Verbesserungen der Materialqualität und somit auch ein
besseres Verständnis des Wachstums notwendig.
Die vorliegende Arbeit beschreibt die in den letzten vier Jahren, insbesondere seit
Inbetriebnahme der MOVPE-Anlage in Magdeburg (Mai 2001) erzielten Fortschritte in der
Heteroepitaxie und dem Verständnis desselben von GaN, speziell auf Si, und von ZnO im
Vergleich mit den Arbeiten anderer Gruppen. Dazu wird kurz die Thematik erläutert und
für Detailfragen auf die beiliegenden (B) und weiteren (W) Publikationen des Autors
verwiesen. Es soll an dieser Stelle schon auf zwei Übersichtsartikel zum Thema GaN
Wachstum auf Silizium [W1], GaN-basierte Bauelemente auf Silizium [W2] und einen
Buchartikel [W3] verwiesen werden, welche einen Großteil der Ergebnisse der Arbeit
beinhalten.
Der erste Teil dieser Arbeit behandelt das MOVPE-Wachstum von ZnO. Im zweiten Teil
werden die wesentlichen Punkte zur Erzielung von hochwertigen, dicken und rißfreien
GaN Schichten auf Siliziumsubstraten beschrieben. Hierfür sind wesentlich das Wachstum
geeigneter Keimschichten, verspannungskompensierende Schichten zur Rißvermeidung
und deren Kontrolle während des Wachstums mittels eines in-situ Krümmungssensors,
sowie Methoden zur Versetzungsreduktion. Anhand einiger ausgewählter Ergebnisse wird
das neu geschaffene Potential von GaN auf Si für die Anwendung demonstriert.
2 Heteroepitaxie von ZnO 9
2 Heteroepitaxie von ZnO
Obwohl ZnO mit zu den am intensivsten untersuchten Verbindungshalbleitern gehört, gibt
es kaum einen Einsatz dieses Stoffes als klassischer Verbindungshalbleiter, also als opto-
elektronisches Bauelement, hauptsächlich aufgrund der fehlenden p-Typ Dotierung und
des noch geringen Forschungsstandes in Bezug auf Zn(Cd,Mg)O Heterostrukturen. Daher
kann man es in diesem Bereich immer noch als ein „Material der Zukunft“ betrachten,
auch wenn es in den letzten Jahren wesentliche Fortschritte insbesondere in der Material-
abscheidung gab.
Das Material besticht dadurch, daß es als Oxid keine signifikanten Probleme beim Betrieb
von Hochleistungsbauelementen in Bezug auf eine Oxidation der Oberfläche geben sollte,
was dadurch relativiert werden muß, daß es bei sehr hohen Temperaturen Sauerstoff- oder
Zink-Vakanzen bilden kann. Die hohe Exzitonenbindungsenergie ermöglicht die
stimulierte exzitonische Emission bei Raumtemperatur und macht es interessant für die
Anwendung als UV bzw. blauen oder grünen Laser.
ZnO wird derzeit hauptsächlich in der Reifen- und Futtermittelindustrie eingesetzt, darüber
hinaus in der Medizin und zu einem geringeren Teil in der Elektronik, z.B. als transpa-
rentes leitfähiges Oxid (TCO) für Solarzellen oder für surface acoustic wave (SAW)
Detektoren. Es läßt sich einfach mit billigen Methoden wie Sputtertechniken abscheiden,
besitzt dann aber meist eine stark kolumnare, zum Teil polykristalline Struktur und hohe
Ladungsträgerkonzentrationen. Funktionale Heterosysteme, also z.B. das System
ZnMgCdO, erfordern meist das gesteuerte Abscheiden von Schichten mit wenigen Nano-
metern Dicke, was prozeßbedingt am besten mit der MOVPE und der Molekularstrahlepi-
taxie (MBE)1 gelingt. Auch ist mit diesen Methoden am ehesten eine hohe Reinheit der
Schichten zu erzielen und damit niedrige n-Typ Hintergrundladungsträgerkonzentrationen,
eine wesentliche Voraussetzung für die p-Typ Dotierung.
2.1 Gasphasenreaktionen
Das Hauptproblem des ZnO-MOVPE-Wachstums ist die sehr hohe Reaktivität der
üblichen und in hoher Reinheit verfügbaren Zn-Precursoren DMZn (Dimethylzink
(CH3)2Zn) und DEZn (Diethylzink (C2H5)2Zn) mit Sauerstoff und Wasser [Yos93, San98a,
San98b] sowie vielen anderen sauerstoffabspaltenden Precursoren. Es bilden sich dadurch
schon in der Gasphase Zn-O Verbindungen oder Addukte der Ausgangsstoffe, zum Teil
1 neben der MBE ist im Fall des ZnO auch die verwandte Methode der Pulsed Laser Deposition (PLD) zu
erwähnen.
10 2.1 Gasphasenreaktionen
sogar mikroskopische ZnO Kristalle, die sich als „ZnO-Staub“ in der Anlage ablagern und
das Wachstum auf dem Substrat stören. Daher arbeiten die meisten Gruppen, die
Sauerstoff oder Wasser als Precursor einsetzen mit aufwendigen Reaktorkonstruktionen
um diese Reaktionen zu minimieren [Yos93, Gor99, Wan02].
Eine einfache Reaktion von DMZn und Wasser kann mit der Bruttoreaktionsformel
( ) 4223 2CHZnOOHZnCH +→+ (Gl. 1)
beschrieben werden. Eine Alternative zum Wachstum mit reaktiven Precursoren ist das
Wachstum mit stabilen Sauerstoffverbindungen, wie z.B. CO und CO2 [Sek00, Fu02,
Ye02], wobei diese Verbindungen potentiell zu einem starken Kohlenstoffeinbau im ZnO
führen können und daher wahrscheinlich weniger geeignet sind. Andere, besser geeignete
Verbindungen sind Stickoxide, also N2O (Lachgas) [Oga01, Oga02c], NO2 [Zeu02] und
NO [Li03a], wobei letztere beide sehr giftig sind und NO nicht druckverflüssigbar ist
(kritische Temperatur -92.9° C). N2O ist relativ harmlos und wird in der Medizin zur
Narkose und in der Lebensmittelindustrie als Treib- und Lockerungsmittel für Sprühsahne
und Speiseeis eingesetzt1. Die zum Teil niedrige Reaktivität der genannten Gase beruht auf
deren stabilen Bindungen und ist zugleich der größte Nachteil. Die damit verbundene
schlechte Zerlegung bei niedrigen Wachstumstemperaturen fordert zwingend ein Schicht-
wachstum bei hohen Temperaturen und den Einsatz relativ großer Gasmengen aufgrund
einer – auch bei hohen Temperaturen – unvollständigen Zerlegung in der Gasphase. Hohe
Wachstumstemperaturen sind jedoch nicht unbedingt ein Nachteil, sofern die Anzahl an
intrinsischen Fehlstellen niedrig bleibt und sich aufgrund der hohen Wachstumstempera-
turen keine Verunreinigungen einbauen. Tendenziell fördern hohe Wachstumstempera-
turen eine hohe Diffusivität der Reaktanden an der Kristalloberfläche und damit ein
erwünschtes Stufenwachstum, im Gegensatz zum stärker ausgeprägten Inselwachstum bei
niedrigen Wachstumstemperaturen. Auch der meist unerwünschte Einbau von Kohlenstoff
aus den metallorganischen Quellen ist im allgemeinen bei hohen Wachstumstemperaturen
verringert. ZnO zersetzt sich erst merklich bei Temperaturen oberhalb von 900° C
[Mey00], daher sollten Wachstumstemperaturen bis zu 900 °C auf alle Fälle möglich sein.
Um bei niedrigen Temperaturen ZnO abzuscheiden sind organische Sauerstoffprecursoren,
also Alkohole (R-OH) [Oda85, Kir02, B1], Ketone (R=O) [B1], Ether (R-O-R) und Furane
(zyklische C4H4O Verbindungen und Varianten davon), interessant. Dabei verhalten sich
Alkohole trotz guter erzielbarer Schichtqualitäten während der Epitaxie nicht wie für einen
idealen Precursor erwartet. Es gibt mehrere Indizien für Vorreaktionen [W4]. Dies äußert
sich hauptsächlich in der Steigung der Wachstumsrate über dem Zn-Precursorfluss, die
1 Das Gas ist unter Druck in pflanzlichen Fetten löslich und absolut geschmacksneutral.
2 Heteroepitaxie von ZnO 11
einen Offset besitzt, d.h. bis zu einem bestimmten Zn-Precursorfluss findet aufgrund von
Vorausscheidungen kein Wachstum statt. Es ist auch wahrscheinlich, daß Wasserstoff eine
wesentliche Rolle beim Wachstum besitzt, denn die erzielten Wachstumsraten unter
Wasserstoffträgergas liegen immer deutlich über denen mit Stickstoffträgergas, was nicht
allein durch eine verringerte Precursordiffusion zur Substratoberfläche erklärt werden
kann. Ein Blick auf die Summenreaktionsformel (Gl. 2) macht klar, daß ohne zusätzlichen
Wasserstoff der Alkohol, wie z.B. iso-Propanol, zur Abspaltung der O-H Gruppe eine
Doppelbindung ausbilden muß (Propen) und bei Anwesenheit von Wasserstoff (Gl. 3) sich
aus dem Alkohol einfacher Propan bilden kann1. Leider stand im Rahmen dieser Arbeit
kein Massenspektrometer zur Verfügung, mit dem die Reaktionsprodukte in der Gasphase
hätten analysiert werden können um die vermuteten Reaktionen, bzw. die dabei entstehen-
den Verbindungen, zu untersuchen.
( ) 6347323 2 HCCHZnOOHHCZnCH ++→+ (Gl. 2)
( ) 83427323 2 HCCHZnOHOHHCZnCH ++→++ (Gl. 3)
Von den untersuchten organischen Precursoren haben sich vor allen Dingen die Alkohole
[B1, W6, Kir03] und hier tertiär-Butanol (C4H9OH) [Oda85, W6] unter Wasserstoffträger-
gas bewährt. Die anderen Precursoren wie Aceton zeigten ein Wachstum von ungeordneten
ZnO Kristalliten auf der Oberfläche [B1] und mit Dietyhlether gelang gar kein Schicht-
wachstum.
2.2 Substrate
Als Substrat für das ZnO-Wachstum kommt natürlich ZnO selbst, welches in Größen bis
zu 2 Zoll, üblicherweise aber 10x10 mm2 aus der Schmelze, Lösung oder Gasphase herge-
stellt wird, in Frage. Solche Substrate haben jedoch keine gute kristallographische Qualität,
da sie aus einzelnen, zueinander verkippten, großen Kristalliten bestehen (Rockinghalb-
wertsbreiten 40-200“ (0002)) und die Oberflächenpräparation recht schwierig ist. Von
einzelnen Gruppen wird auch das Wachstum von ZnO auf Silizium berichtet [Oga02a,
Oga02b, Oga02c, Ye03, Zha03, Wan02, Fu02]. Dabei wird von einigen ein Nadel- oder
mikrokristallines ZnO Wachstum beobachtet [Kim02, Kim03]. Andere verwendete
Substrate wie Glas [Oda85, Yos93, San98a, Mut01] sind für epitaktische Filme unge-
eignet, da sie der darauf wachsenden Schicht keinerlei kristallographische Ordnung
1 Der Energiegewinn aus der Hydrierung von Propen beträgt 124 kJ/mol, also ca. 1.28 eV pro Molekül.
12 2.3 Schichtqualität
vorgeben. Trotzdem ist ZnO darauf mit hoher c-Achsen Orientierung, meist als Nadeln,
abzuscheiden, nicht aber mit einer zufriedenstellenden in-plane Orientierung. Einige
Gruppen befassen sich mit der ZnO-MOVPE direkt auf Saphir [Ye02, Ban03, Oga02c], in
den eigenen Untersuchungen konnten darauf aber keine guten Schichten erzielt werden.
GaN ist dem ZnO sehr ähnlich. Es besitzt eine ähnliche a-Gitterkonstante� � �/a~0.019),
thermischen Ausdehnungskoeffizienten ( ����) und Wurtzitstruktur. Daher bietet sich
das Wachstum von ZnO auf GaN an. Dazu analoge Versuche, das Wachstum von GaN auf
ZnO, wurden in den 90er Jahren durchgeführt [Pop97]; jedoch ist das ZnO in der MOVPE
bei GaN Wachstumsbedingungen unter H2, bzw. bei den für das GaN Wachstum notwen-
digen hohen Temperaturen, nicht stabil, und die ZnO Substrate oder ZnO Keimschichten
lösen sich auf.
2.3 Schichtqualität
Die Untersuchungen ergaben, daß das Wachstum von ZnO Schichten bei hohen
Temperaturen zu einem besseren Ergebnis bezüglich der optischen, strukturellen und
Oberflächenqualität führt, als bei niedrigeren [B2]. Dabei hat sich von den untersuchten O-
Precursoren Lachgas (N2O) als am besten geeignet herausgestellt [B2, Oga01]. Damit
können im Temperaturbereich von ca. 800-1000°C hochwertige ZnO Schichten erzielt
werden. Die auf GaN Templates gewachsenen ZnO Schichten haben dabei durchweg
bessere kristallographische Daten als die des GaN Templates. Dabei können hexagonale,
invertierte Pyramiden, die vom GaN Template ausgehen, und wahrscheinlich auf Versetz-
ungen bzw. Partikel zurückzuführen sind, durch eine geeignete Prozeßführung und hoch-
wertige GaN Templates minimiert werden. Um ZnO bei hohen Temperaturen auf GaN
wachsen zu können, bedarf es jedoch einer ZnO Pufferschicht, welche bei niedrigen
Temperaturen abgeschieden wird [B2, W5, Oga01]. Dafür hat sich besonders tertiär-
Butanol als geeignet erwiesen. Mit diesem Precursor lassen sich auch schon gute Schicht-
qualitäten bei niedrigen Temperaturen erzielen [B1, W6, Oda85]. Während des Aufheizens
auf die Wachstumstemperatur der ZnO Hochtemperaturschicht findet dabei eine Umstruk-
turierung der Oberfläche der Pufferschicht statt, die als eine Ostwald-Reifung der relativ
rauhen Oberfläche interpretiert werden kann [W7]. Durch die Ostwald-Reifung findet,
nach einer starken Aufrauhung der Oberfläche, letztendlich eine Glättung der Oberfläche
statt, so daß ein hochwertiger Puffer für das anschließende Hochtemperaturwachstum zur
Verfügung steht. Die Pufferschicht besitzt jedoch, was für die Dotierversuche zu beachten
ist, eine hohe Ladungsträgerkonzentration. Dabei wird in der Sekundärionenmassen-
spektroskopie (SIMS) ein relativ hohes Ga-Signal in der ZnO Pufferschicht gemessen und
in der Röntgendiffraktometrie (XRD) ein Diffraktionspeak beobachtet, welcher auf eine
Durchmischung der ZnO-GaN Heterogrenzfläche schließen läßt [W4]. Da mit einer
2 Heteroepitaxie von ZnO 13
analogen Prozeßführung weder auf Saphir noch auf AlN-Schichten ZnO gewachsen
werden kann, ist davon auszugehen, daß tatsächlich eine Reaktion zwischen dem GaN und
dem ZnO stattfindet.
2.4 p-Typ Dotierung
Die p-Typ Dotierung von ZnO ist das Hauptziel der derzeitigen Forschungen an diesem
Material und letztendlich entscheidend für einen Durchbruch bei den Anwendungen.
Obwohl es in der Literatur eine Menge an Berichten über p-Typ ZnO gibt [Loo02, Guo01,
Ryu00a, Ryu00b, Hwa03], ist dazu anzumerken, daß entweder die verwendeten (Hetero-)
Substrate leitfähig waren bzw. durch Zn p-Typ leitfähig gemacht werden können [Ryu00a,
Ryu00b, Hwa03], sich bei Heterosystemen in häufig durchgeführten Hall-Effekt
Messungen leicht Fehler einschleichen können (Messung von Grenzflächenladungen, bzw.
der Pufferschicht) und auch bei ZnO Schichten auf hochohmigem ZnO Fehler, z.B. durch
eine Li-Diffusion des hochohmigen ZnO Substrats, auftreten können. In Hall-Effekt
Messungen führt außerdem bei niedrigen Ladungsträgerkonzentrationen die Verarmungs-
randschicht zum Substrat und zur Oberfläche zu einer Raumladungszone, die häufig die
Schichtdicke überschreitet und somit die Messungen stark verfälschen kann. Auch stark
inhomogene, z.B. stark kolumnare, Proben [Guo01] können in Hall-Effekt Messungen eine
p-Typ Leitfähigkeit vortäuschen. Eine detaillierte Analyse der bisher publizierten Ergeb-
nisse und die Tatsache, daß bisher kein echter ZnO p/n Homoübergang, bzw. ein darauf
basierendes Bauelement berichtet wurde, lassen starke Zweifel an der Existenz der bisher
publizierten p-Typ Leitung aufkommen.
Für eine p-Typ Dotierung kommen prinzipiell alle Elemente der I. bis V.-Hauptgruppe in
Frage, sofern sie sich auf Sauerstoffplatz einbauen und, aufgrund der Ionengröße, vor allen
Dingen Gruppe-V Elemente. Der Einbau von Gruppe-V Elementen ist jedoch – nach
einfachen Überlegungen – mit zunehmendem Ionenradius immer unwahrscheinlicher,
wobei sich wiederum die Tendenz zur Ausdiffusion mit zunehmendem Ionenradius und
zunehmender Masse reduzieren dürfte. Daher erscheint in Bezug auf einen Einbau auf
Sauerstoffplatz vor allen Dingen N als geeigneter Kandidat. Die Alternative, der Einbau
eines Gruppe-I Dotanden auf Gruppe II Platz, führt in der Regel zu tiefen Zentren;
bekanntestes Beispiel hierfür ist das stark diffundierende Lithium, welches genutzt wird,
um ZnO Substrate semiisolierend zu machen.
Theoretische Berechnungen ergeben für p-Typ ZnO eine Instabilität derart, daß sich bei
einer Lage des Ferminiveaus etwas unterhalb der Bandlückenmitte Eigendefekte bilden,
die ein weiteres Absinken des Ferminiveaus verhindern [Zun03]. Das heißt, daß nach
diesen Berechnungen jegliches, auch nur schwach p-Typ leitendes ZnO, instabil ist.
Tatsächlich gibt es inzwischen experimentelle Hinweise, die auf eine Langzeitinstabilität,
14 2.4 p-Typ Dotierung
d.h. einen Wechsel zu stärkerer n-Typ Leitung nach längerer Lagerzeit der Proben,
hindeuten [Li03b]. Eine Instabilität der p-Typ Dotierung ist auch vom GaN bekannt, wo
der elektrisch aktive Einbau von Magnesium durch den während des Wachstums
vorhandenen Wasserstoff, der als kompensierend auf die p-Typ Leitung dient, gefördert
wird [Göt95]. Anschließendes Tempern in Wasserstoff-freier bzw. –armer Atmosphäre
aktiviert dann die p-Typ Leitung des GaN [Nak92]. Im ZnO ist Wasserstoff nicht nur ein
potentieller Kompensator, sondern sogar ein Donator [Wal00, Hof02] und von daher für
den elektrisch aktiven Einbau von Stickstoff, bzw. die Verhinderung von Eigendefekten
bei einem elektrisch aktivem Einbau von Stickstoff, potentiell geeignet. Die Verwendung
von Stickstoffprecursoren, die Wasserstoff enthalten, wie z.B. Ammoniak oder Hydrazin-
verbindungen, erscheint daher als ideal geeignet, um p-Typ Leitung zu erzielen.
Beim Dotieren mit NH3 oder UDMHy (unsymmetrischem Dimethyl-Hydrazin) ist bei
größeren Flußraten eine Braunfärbung der Schichten zu beobachten. Diese ist um so
stärker, je niedriger die Wachstumstemperatur, bzw. je höher der Dotierstofffluß ist. Meist
geht mit der Braunfärbung eine deutliche Erhöhung der n-Typ Leitung und eine
Verschlechterung der Kristallqualität einher, d.h. es findet entweder ein erhöhter Wasser-
stoffeinbau oder ein vermehrter Einbau von Fehlstellen in den Kristall statt. Werden die
Proben unter Sauerstoff getempert, so ist bei schwach stickstoffdotierten Proben mit
niedriger Ladungsträgerkonzentration in wenigen Fällen ein leichtes Absinken der
Ladungsträgerkonzentration zu beobachten. Bei Proben mit hoher Stickstoffdotierung und
hoher Ladungsträgerkonzentration findet nur ein Abfall für Tempern bei hohen Tempera-
turen mit einer gleichzeitigen Abnahme der Braunfärbung statt, ein Hinweis für eine Stick-
stoffausdiffusion bzw. ein Ausheilen von Defekten. Bislang ist es nicht gelungen, eine p-
Typ Leitung durch Tempern von stickstoffdotierten ZnO Proben zu erzielen. Immerhin
konnte durch das Dotieren mit UDMHy bei moderaten Flüssen eine stickstoffkorrelierte
Lumineszenz mit Phononenrepliken bis zur siebten Ordnung beobachtet werden. Nach der
Temperung in Sauerstoffatmosphäre bei 900-950 °C sinkt die Ladungsträgerkonzentration
dieser Proben von ~5x1016 cm-3 auf ~3x1015 cm-3 deutlich unter den Wert der undotierten
Referenzprobe, der um 2x1016 cm-3 liegt.
3 Heteroepitaxie von GaN auf Silizium 15
3 Heteroepitaxie von GaN auf Silizium
Gallium-Nitrid hat sich seit der Realisierung der p-Typ Dotierung [Ama89, Nak92] inner-
halb weniger Jahre von einem exotischen Halbleiter zu einem sehr intensiv erforschten und
kommerziell etablierten Material entwickelt. Es wird bisher hauptsächlich auf Saphir und
SiC abgeschieden, die beide eine sehr hohe Mohssche Härte (9 und 9.5) und zum Teil
einen hohen Preis (SiC) und schlechte elektrische und thermische Eigenschaften (Saphir)
haben. Einige dieser Nachteile können durch die Verwendung von Silizium wettgemacht
werden (z.B. Mohssche Härte: 7). Die Entwicklung der letzten Jahre hat inzwischen zu
einem ersten kommerziellen „GaN auf Silizium“ Produkt geführt.1
3.1 Keimschichten
Um hochwertiges GaN auf Heterosubstraten abscheiden zu können bedarf es immer einer
Keimschicht, die die Benetzungsprobleme aufgrund der Unterschiede in den Oberflächen-
energien, überwinden hilft und so zu einem layer-by-layer Wachstum der GaN Schicht
verhilft. Auf Saphir und SiC sind dies im allgemeinen Niedertemperatur GaN oder Nieder-
bzw. Hochtemperatur AlN-Keimschichten. Zum Keimschichtwachstum auf Silizium gibt
es, wie in Referenz W3 detailliert beschrieben, eine Vielzahl von Ansätzen. Die meisten
sind dabei recht aufwendig und schwierig zu kontrollieren, da sie eine chemische
Umwandlung der Substratoberfläche oder einer gewachsenen Keimschicht beinhalten. Das
Hauptproblem bei der Nukleation auf Silizium liegt daran, daß nicht mit einer GaN
Keimschicht begonnen werden kann, da Gallium bei den hohen MOVPE Wachstums-
temperaturen mit Silizium reagiert. Analog zum Wachstum auf Saphir gilt dies auch für die
meist bei niedrigen Temperaturen gewachsenen GaN Keimschichten, da sie beim
Aufheizen rekristallisieren und durch das dann stattfindende meltback-etching ein GaN
Wachstum unmöglich machen [Ish98]. Aluminium reagiert ebenfalls stark mit Silizium,
aber AlN selbst ist deutlich stabiler als GaN und zeigt keinerlei Tendenz zu einer Reaktion
mit dem Siliziumsubstrat. Daher hat es sich inzwischen auch auf breiter Front als
Keimschicht für das Wachstum auf Silizium durchgesetzt. Während die meisten Gruppen
ein Hochtemperaturwachstum von AlN favorisieren, wurde in dieser Arbeit eine
Niedertemperatur AlN Keimschicht entwickelt, die im Prozeß entscheidende Vorteile
bietet: Bei hohen Temperaturen wird unter anderem eine Kontamination der Silizium
Oberfläche mit Adsorbaten von den Reaktorwänden beobachtet [Raj03]. Insbesondere für
Hochfrequenzbauelemente kann dies zu einer störenden Leitfähigkeit des anfangs
1 Die Firma NITRONEX Inc. (USA) liefert seit Herbst 2003 Prototypen von 2 GHz Leistungstransistoren
aus.
16 3.2 Rißvermeidung
hochohmigen Siliziums führen. Diese Desorption von den Reaktorwänden kann durch das
Wachstum bei niedrigen Temperaturen (hier um 700 °C) vermieden werden. In Trans-
missionselektronenmikroskopuntersuchungen (TEM) zeigt sich, daß selbst die bei
niedrigen Temperaturen gewachsenen AlN Keimschichten eine „perfekte“ Anordnung der
Atome an der AlN-Si Grenzfläche aufweisen [W8]. Ein anderes Problem des Keimschicht-
wachstums ist die notwendige Vermeidung der Siliziumnitridbildung auf der Substratober-
fläche, da auf dem ansonsten gebildeten amorphen SiN kein geordnetes Wachstum mehr
möglich ist. Daß eine Nitridierung der Oberfläche geschieht, zeigt sich dadurch, daß das
gleichzeitige Zuführen von Al- und N-Precursoren zu Beginn des Keimschichtwachstums
zu einem polykristallinen Wachstum von GaN führt [W8]. Das in dieser Arbeit zum
Keimschichtwachstum erstmals in der MOVPE eingesetzte Vorströmen des Al-Precursors
und die damit verbundene nominelle Abscheidung von ungefähr einer Monolage
Aluminium auf der Si-Oberfläche hilft, die Si-N Reaktion vollständig zu unterdrücken
[W8] und damit hochwertige GaN Schichten zu wachsen, deren kristalline Eigenschaften
denen von Schichten auf Hochtemperatur AlN-Keimschichten in nichts nachstehen und
ihnen meist sogar überlegen sind.
3.2 Rißvermeidung
Der Unterschied zwischen den thermischen Ausdehnungskoeffizienten von GaN und Si
beträgt 115 %. Dies war lange Zeit das Hautproblem der GaN Epitaxie auf Si, da beim
Abkühlen von Wachstumstemperaturen oberhalb von 1000 °C auf Raumtemperatur zug-
spannungsbedingte Risse auftraten. Es gab nur Berichte über rißfreie GaN-Schichten von
mehr als 1 µm Dicke, die mittels MBE hergestellt wurden [Call98, Guh98], aber keine
über MOVPE gewachsenes Material. Im Rahmen dieser Arbeit ist es erstmals gelungen,
rißfreie GaN Schichten von weit mehr als 1 µm Dicke mittels MOVPE abzuscheiden [B3,
B4, W9, W10]. Dazu wurden zwei Verfahren entwickelt: zum einen liefert das in Referenz
B3 beschriebene Verfahren mittels Niedertemperatur-(LT) AlN-Zwischenschichten nicht
nur rißfreies GaN von – theoretisch – beliebiger Dicke (demonstriert: 7 µm [B5]), sondern
auch hervorragende Ergebnisse in Bezug auf die kristallinen Eigenschaften. Parallel wurde
ein weiterer Ansatz verfolgt, der die ersten dicken, rißfreien LEDs ermöglichte [B4, W2,
W10, W11]. Die Idee des zweiten Verfahrens ist die, daß die auftretenden Verspannungen
in bauelementunkritischen Bereichen geführt werden. Dafür wird das Substrat oder eine
Pufferschicht mit einer amorphen Maske (z.B. SiN) maskiert, oder es werden tiefe Gräben
in das Substrat geätzt [W1, W10, Zam01]. Dadurch können sich die Verspannungen in der
Schicht abbauen und führen nur zu Rissen in den maskierten, bzw. geätzten Bereichen des
weicheren Siliziums. Gefördert wird das rißfreie Wachstum von bis zu 3.6 µm dicken LED
Strukturen dabei von AlGaN/GaN Vielfachschichten, die z.B. als Bragg-Reflektoren für
3 Heteroepitaxie von GaN auf Silizium 17
eine LED dienen können. An solchen Vielfachschichten auf unstrukturierten Substraten
wurde gezeigt, daß sie die Spannungsrelaxation schon während des Wachstums fördern
[W12]. Von Feltin et al. wurde auch eine AlN/GaN Übergitterstruktur zum Abbau der
Spannungen für das anschließende Wachstum von 2.5 µm dicken LED Schichten genutzt
[Fel01]. Diese sind aber durch die nur anfänglich vorhandene kompressive Vorspannung in
der Gesamtdicke limitiert, und es tritt eine sehr starke Krümmung des Siliziums von ca.
1 m-1 im abgekühlten Zustand auf. Andere Gruppen sowie die Firma Nitronex setzen
häufig auf das Wachstum von GaN auf AlGaN, welches mit einem Kompositions-
gradienten gewachsen wurde. Dieser ist derart, daß das GaN kompressiv vorgespannt wird
und so GaN Schichtdicken um 2 µm erzielt werden können [Ish99a, Ish99b, Mar01,
Ega02, Ves02]. Nachteil dieser Methode ist zum einen die weitere Beschränkung der
maximalen Schichtdicke und für Hochleistungsbauelemente insbesondere die schlechte
Wärmeleitung von ternärem AlGaN [Dal02].
Erwähnt werden sollte hier noch die früher propagierte Methode des Wachstums auf
silicon-on-insulators (SIMOX-Separation by IMplanted OXygen; oder SOI-Silicon-On-
Insulator) Substraten, teilweise mit einer Umwandlung der oberen Si Schicht zu 3C-SiC
[Chu94, Ste96, Cao97, Cao98,], die als unrealistisch zur Rißvermeidung angesehen werden
kann. Bei Substraten von nur 2“ Durchmesser müßte beim Abkühlen am Rand eine
Verschiebung zwischen der GaN Schicht und dem Si(111) Substrat von ca. 50 µm statt-
finden. Es ist naheliegend, daß dies sehr unwahrscheinlich ist und eher ein Ablösen der
Schicht, bzw. ein Reißen derselben, stattfindet, was auch im Experiment beobachtet wird.
3.3 Verspannungen
Beim genaueren Studium der Verspannungen, unter anderem mittels eines eigens für den
engen optischen Zugang der verwendeten MOVPE-Anlage entwickelten in-situ Krüm-
mungsmeßgerätes [B5, W13], zeigt sich, daß es außer der tensilen thermischen
Verspannung andere stark tensile Verspannungsursachen beim Schichtwachstum gibt, die
schon während des Wachstums zu Rissen oder zu starker kompressiver bzw. tensiler
Verspannung, und damit plastischer Waferdeformation führen können [B5].
Die Ursachen von Verspannungen sind zum einen das Wachstum gitterfehlangepaßter
Schichten wie AlGaN oder InGaN auf GaN, die direkt zu einer Zug- bzw. Druckverspan-
nung in den Schichten führen. Sind diese Schichten relaxiert, so wird in einer darauf
gewachsenen GaN Schicht eine kompressive [Ama98, Iwa00] oder tensile [Ros03a]
Verspannung induziert. Zum anderen verursachen Dotanden Verspannungen im GaN
[Rom00, Ter01, B5, W14]. Aus in-situ Untersuchungen und TEM-Aufnahmen gibt es
klare Hinweise darauf, daß bei einer Silizium Dotierung nicht der Dotand das Gitter
kontrahiert, wie schon von Romano et al. gezeigt [Rom00] (Si=2x1019cm-3, �/a~-2x10-6,
18 3.3 Verspannungen
�� MPa/µm), sondern der durch das Silizium beschleunigte Abbau der Versetzungs-
dichte, bzw. das Verkürzen der zu Stufenversetzungen gehörenden Gitterebenen zu einer
tensilen Verspannung des Gitters führt [W15]. Bei einer Dotierung mit Magnesium ist
auch eine leichte Zugverspannung zu beobachten, die jedoch um den Faktor 100
schwächer ausgeprägt ist als beim Siliziumdotieren. Die Ursache konnte noch nicht
eindeutig geklärt werden, aber auch hier ist ein ähnlicher Mechanismus wie beim
Siliziumdotieren angezeigt. Der Abbau bzw. das „Verkürzen“ von Stufenversetzungen ist
wahrscheinlich – neben der Verspannung aufgrund der Inselkoaleszenz [Flo02, Böt01,
B6] – ein Grund für eine immer beobachtete leichte Zugverspannung auch während des
Wachstums von undotiertem GaN [Hea99, W14, W15]. Ein weiterer ist, daß das GaN
Wachstum in der Heteroepitaxie aufgrund der Unterschiede in den Oberflächenenergien
zwischen Substrat und Keimschicht und den damit verbundenen Benetzungsproblemen
immer von kleinen Inseln ausgeht, d.h. von unabhängigen kleinen Keimen entweder auf
einer Niedertemperaturpufferschicht oder direkt auf dem Substrat [Ama86, Ama88]. Beim
Zusammenwachsen dieser Inseln müssen sich die Lücken an den Grenzflächen schließen.
Der Lückenabstand entspricht dabei, aufgrund des anfangs unabhängig voneinander statt-
findenden Inselwachstums, nicht genau einer Netzebene. Der Lückenschluß tritt daher
schon auf, wenn die Lücke größer oder gleich einem Atomabstand ist, da die Bindungs-
kräfte in der Regel über größere Abstände wirken und sich kleinere Lückenabstände als
von einer Netzebenendicke nicht bilden können. Dieser Lückenschluß führt dann, ausge-
hend von der Grenzfläche, zu einer tensilen Verspannung des Gitters. Der darüberliegende
Lückenschluß wird anschließend durch die Gitterdeformation vereinfacht, kann also
einfacher einen ursprünglichen Abstand von mehr als einer Gitterebene überbrücken, was
als „Reißverschlußeffekt“ bezeichnet wird [Hof76, Flo02]. Diese lokale tensile Verspan-
nung führt auch dazu, daß es eine größere Anzahl inhomogen verspannter Bereiche gibt,
die in TEM plan-view Aufnahmen zu beobachten sind [W16]. Wegen dieses Lücken-
schlusses wächst GaN auf allen Heterosubstraten mit einer leichten Zugverspannung auf.
Bei dicken GaN Schichten, wie z.B. in der HVPE, kann dies schon während des Schicht-
wachstums zur Rißbildung führen. Eine weitere Ursache von Verspannungen sind in-situ
abgeschiedene Masken [siehe auch Kapitel 3.6]. Das darauf wachsende GaN wächst
anfangs in wenigen kleinen Inseln, die sich lateral ausdehnen und dann koaleszieren. Die
Inseln selber wachsen, da sie freistehen, unverspannt und Zugverspannungen sollten
aufgrund der Grenzflächen beim Koaleszieren auftreten. In der Regel liegt die Größe
dieser Inseln, wenn sie koaleszieren, deutlich über der beim Keimschicht- bzw. Puffer-
schichtwachstum auftretenden. Daher spielt die tensile Verspannung bei der Koaleszenz
keine große Rolle. Tatsächlich ist in einigen Fällen sogar eine kompressive Verspannung
zu beobachten [W17], deren Ursache mit der kompressiven Vorspannung der Inseln durch
die Oberflächen der Facetten zu erklären und noch Gegenstand der Untersuchungen ist.
3 Heteroepitaxie von GaN auf Silizium 19
3.4 Versetzungen
Versetzungen sind in stärker gitterfehlangepaßten Systemen für dickere Schichten unver-
meidbar. Schon Gitterfehlanpassungen von 1 % führen in den meisten Schichtsystemen,
wie z.B. Al0.4Ga0.6N/GaN, bei Dicken von 500 nm zu Spannungen von ca. 2 GPa, die
entweder durch Versetzungsbildung oder Risse abgebaut werden. Bei vollständiger
Relaxation der Al0.4Ga0.6N Schicht ohne Rißbildung bedeutet dies eine Anpassungs-
versetzungsdichte von ~1011 cm-2. An der AlN/Si Heterogrenzfläche sind aufgrund der
hohen Gitterfehlanpassung bei lokal „idealem“ Anwachsen des AlN auf dem Silizium nur
ca. 40% der AlN Bindungen zum Si ausgebildet. Der Rest bildet ein Netzwerk aus
Dangling-Bonds und somit aus Anpassungsversetzungen an der Heterogrenzfläche [W8].
Diese sind, sofern sie nur in der Ebene laufen und in sich geschlossen sind, nicht weiter
störend. In der Regel treten aber schon hier Unregelmäßigkeiten in der Abfolge statt, die
durch das anfängliche 3D-Wachstum des AlN gefördert werden. Durch das 3D-Wachstum
selbst entstehen AlN Kristallite auf der Si Oberfläche, die sich geringfügig in der
vertikalen (tilt) und in-plane (twist) Orientierung unterscheiden. Ein Grund dafür ist
sicherlich auch die hohe Anzahl der Dangling Bonds am Heterointerface [W8] und der
dadurch höheren möglichen Anzahl von Grenzflächenbindungen über größere Bereiche.
Bei perfekter Passung gibt es bei guter Grenzflächenpräparation keine Gründe für eine
Fehlorientierung der anfangs gewachsenen AlN Kristallite. Durch die Fehlorientierung bilden sich aufgrund des Tilts Schraubenversetzungen vom Typ 0001=b aus, während
der Twist zu Stufenversetzungen mit 0110=b führt. Es wird häufig argumentiert, daß
weniger fehlangepaßte Substrate als Si Vorteile für die GaN-Epitaxie haben; dies ist jedoch
bisher nicht belegt. Zwar kann die Fehlorientierung aufgrund der gestörten Epitaxie am
Anfang des Schichtwachstums bei kleinerer Fehlanpassung unter Umständen geringer sein,
jedoch ist dies zwischen Saphir und Si (ca. ±16 %) und dem geringer fehlangepaßtem SiC
(3.5 %) nicht eindeutig zu erkennen und Werte auf Saphir gleichen den Daten für SiC
[Fer94, Kun95, Wee96].
3.5 Verspannungskontrolle
Um gute bauelementtaugliche GaN Schichten auf Silizium zu erzielen, ist es wesentlich,
die Verspannung während des Wachstums nicht zu stark ansteigen zu lassen und diese so
zu steuern, daß nach dem Abkühlen ein möglichst planarer Wafer vorliegt, der noch
prozessiert werden kann. Starke Verspannungen sind auch deshalb zu vermeiden, weil sie
bei den hohen Wachstumstemperaturen zu plastischer Deformation des Siliziums führen
können [B5]. Wenn von Verspannungskontrolle die Rede ist, dann von Mitteln, bzw.
Schichten, die in der darauffolgenden Schicht tensile oder kompressive Verspannungen
20 3.6 Versetzungsreduktion
induzieren oder von solchen, die sie entspannen, d.h. von einer in den darunterliegenden
Schichten aufgebauten Verspannung entkoppeln.
Erstgenannte Möglichkeiten sind das Wachstum von Niedertemperatur-Al(Ga)N-
Zwischenschichten [Amano, B3, W9, W10] oder von InGaN [Ros03a]. Hier hat sich im
Laufe der Arbeit für AlN entgegen ersten Ergebnissen [W18] herausgestellt [B5], daß
zwischen 1000 °C und 1100 °C ein Übergang von einer entkoppelten AlN zu einer pseudo-
morph gewachsenen auftritt. Wächst AlN entkoppelt, so wächst GaN darauf druck-
verspannt, womit die Zugverspannung beim Abkühlen kompensiert werden kann.
Möglichkeiten, den Grad der kompressiven Vorspannung zu variieren, sind das Wachstum
von ternären AlGaN Schichten und eine Änderung der Dicke der AlN Zwischenschicht,
wobei hier die maximale Effizienz nach ca. 12 nm Schichtdicke erreicht ist [B5]. Analog
kann man mit InGaN eine Zugverspannung im GaN induzieren, was für das Wachstum auf
Saphir interessant ist [Ros03a].
SiN Schichten [Lah99, Tan00, B7, W6, W17] entkoppeln bei ausreichender Dicke teil-
weise die darunterliegende von der darauf gewachsenen Schicht, da das Wachstum nach
der Maskenabscheidung von unverspannten Inseln ausgeht, die lateral bis zur Koaleszenz
wachsen. Die Koaleszenz induziert eine leicht tensile Verspannung, die aber oft von der,
durch das Inselwachstum vorgegebenen, leicht kompressiven Verspannung überwogen
wird (siehe auch Kapitel 3.3).
Zum Studium und zur Optimierung der Substratkrümmung bzw. –verspannung ist die
Verwendung eines Krümmungsmeßgeräts, wie z.B. in den Referenzen B5 und W13
beschrieben, äußerst vorteilhaft. Zur Bestimmung der Verspannungsenergie wird dabei oft
als Näherung die Stoney-Gleichung [Sto09] verwendet. Damit ist jedoch bei starker Wafer-
krümmung, wie sie bei Verwendung von Silizium häufig auftritt, eine „korrekte“ Bestim-
mung des Verspannungszustandes nicht mehr möglich. Bei nur 3 ‰ Gitterfehlanpassung
und 2 µm GaN Schichtdicke liegt die Abweichung vom korrekten Verspannungswert bei
ca. 40 % [W14, W17]. Die exakte Bestimmung ist dann nur noch mittels einer analytischen
Lösung [W14] möglich.
3.6 Versetzungsreduktion
Zur Versetzungsreduktion gibt es zwei sehr häufig eingesetzte Methoden. Diese sind, ent-
weder sehr dicke Schichten zu wachsen und dadurch die Rekombination von Versetzungen
in der Pufferschicht zu erhöhen, oder mittels epitaktischem lateralen Überwachsen [Usu97,
Geh99] defektarme Bereiche zu erzielen. Erstere ist mit der MOCVD nicht sinnvoll
einsetzbar und letztere erfordert in der Regel ein ex-situ Prozessieren des Wafers, was die
Kosteneinsparungen des Silizium Substrats zunichte machen würde, daher wurde es nicht
weiter verfolgt.
3 Heteroepitaxie von GaN auf Silizium 21
Bei dem verwendeten Verfahren zur Rißvermeidung mittels Niedertemperatur AlN
Schichten ist eigentlich eine Erhöhung der Versetzungsdichte zu erwarten, da das AlN teil-
relaxiert auf dem GaN aufwächst [B5, W18]. Im Gegensatz zu dieser Erwartung ist jedoch
meist in mehr als 100 nm Entfernung von der AlN/GaN Grenzfläche eine Verringerung,
insbesondere der Schraubenversetzungsdichte, selten eine leichte Erhöhung zu beobachten
[W19, W21]. Die Verringerung in der Versetzungsdichte kann mit Verspannungsfeldern
und dem damit verbundenen Abknicken der Versetzungen erklärt werden, was die
Rekombinationswahrscheinlichkeit der Versetzungen deutlich erhöht.
Eine andere Methode zur Versetzungsreduktion wurde zuerst von Lahrèche et al. [Lah99]
und Tanaka et al. [Tan00] beschrieben. Sie beruht auf einer Si-delta Dotierung, bzw. einer
nominell weniger als eine bis wenige Monolagen dicken SiN Schicht, die durch die
Rauhigkeit der Oberfläche in der Regel nicht vollständig bedeckend, sondern in der Form
von SiN Inseln wie ein anti-surfactand [Tan00, Ros03b] wirkt, also das GaN Wachstum
darauf unterdrückt. Das GaN wächst dann, von einigen Inseln ausgehend, lateral
zusammen, und die lateral gewachsenen Bereiche haben bei guter Orientierung der
einzelnen Inseln zueinander eine reduzierte Versetzungsdichte. Tatsächlich läßt sich das
Abknicken und die Rekombination von Schraubenversetzungen an, bzw. oberhalb solch
einer SiN Maske im TEM beobachten [W20]. Es wird auch eine deutliche Zunahme der
GaN Lumineszenz und eine erhöhte Diffusionslänge der Exzitonen in der Kathodo-
lumineszenz beobachtet, was für eine bessere Schichtqualität spricht [W19]. Ein Grund
könnte die geringere Anzahl an geladenen und ungeladenen Versetzungen [Cai02, Cher01,
Cher02, W22] sein, die als Streu- bzw. Rekombinationszentren wirken können. Interessant
ist auch die erhöhte Helligkeit von LEDs um den Faktor fünf, was im Rahmen dieser
Arbeit erstmals [B7, W19, W21] und inzwischen auch von anderen Autoren [Tu03] gezeigt
wurde. Tu macht für die Erhöhung der Intensität die Lichtstreuung an der SiN Maske
verantwortlich. Da die SiN Masken sehr dünn und meist nicht mit dem TEM zu beobach-
ten sind, ist diese Erklärung sicherlich falsch und eher die verbesserte Materialqualität
dafür verantwortlich.
Hauptschwierigkeit beim Wachstum von in-situ SiN Masken auf Silizium ist die zur Riß-
verhinderung notwendigerweise rasche Koaleszenz des GaN oberhalb der Maske, die zu
Kompromissen bei der Maskendicke und der anschließenden Höhe der Si-Dotierung
zwingt. Eine hohe Silizium Dotierung hemmt das laterale Wachstum, welches aber unter-
halb der kritischen Rißdicke von ca. 1 µm zur Koaleszenz führen muß. Möglichkeiten, dies
zu beschleunigen, sind eine Erhöhung des Ammoniakangebots und der Temperatur. Damit
ist es möglich innerhalb von ~800 nm Dicke vollständig geschlossene GaN Schichten zu
erzielen und gleichzeitig die Versetzungen effektiv zu reduzieren [B7]. Beobachtet wurde
auch, daß die SiN in-situ Masken die kompressive, rißvermeidende Vorspannung durch die
22 3.7 Bauelemente
LT-AlN Schicht teilweise wieder aufheben, weshalb auch dies zum moderaten Einsatz
bezüglich der Maskendicke zwingt.
3.7 Bauelemente
Wesentliche Motivation für das Wachstum von GaN auf Si sind die Vorteile in der
Anwendung solcher Bauelemente, insbesondere der niedrige Herstellungspreis und die
Integrationsmöglichkeit mit der Siliziumelektronik. Daher liegt ein Schwerpunkt der
Arbeiten auch in der Demonstration von Bauelementen, zum einen als Beleg für die
erzielbare Materialqualität, zum anderen als Machbarkeitsstudie.
3.7.1 Feldeffekttransistoren
Feldeffekttransistoren (FETs) auf AlGaN/GaN-Basis sind relativ einfach aufgebaute Bau-
elemente, deren aktive Zone aus einem GaN/AlGaN Heteroübergang besteht, an dem sich
bei ausreichender Al-Konzentration und Dicke des AlGaN ein 2-dimensionales
Elektronengas ausbilden kann. Durch die spontane und vor allen Dingen piezoelektrische
Polarisation wird an der Unterseite solch eines Übergangs eine Elektronenanhäufung
induziert, an der Oberseite eine positive Raumladung. In Zusammenarbeit mit der
Universität Ulm und der Firma MicroGaN in Ulm wurden einfache AlGaN/GaN
Strukturen auf einem 1.3 µm dicken GaN Puffer gewachsen und zu FETs prozessiert. Die
Bestwerte sind bei 300 K eine Ladungsträgermobilität von 1590 cm2/Vs bei einer Ladungs-
trägerkonzentration von 6.7x1012 cm-2 [W19, W21]. Die damit erzielbare Leistung war
aufgrund von Leckströmen und der Dämpfung des Si-Substrats jedoch bescheiden. Neuere
Bauelemente zeigen Spitzenwerte in der Leistung von 2W/mm bei 5 GHz und 0.8 W/mm
bei 8 GHz. Die genaue Ursache, warum bei einigen Bauelementen trotz gleichem Aufbau
eine hohe, bei anderen eine niedrige Ausgangsleistung erzielt wird, ist derzeit noch nicht
geklärt. Es werden jedoch hauptsächlich parasitäre Kapazitäten im Substrat dafür verant-
wortlich gemacht. Da beim Prozeß Al, Ga und N in das Si eindiffundieren können, und die
hohen Wachstumstemperaturen auch ohne die Eindiffusion von Fremdstoffen die Eigen-
leitung des Si beeinflussen können, ändert sich beim Wachstum zwangsläufig die Leit-
fähigkeit und somit auch die parasitäre Kapazität durch das Substrat. Neuere Unter-
suchungen von NITRONEX haben gezeigt, daß die Desorption von Ablagerungen im
MOVPE Reaktor das Substrat kontaminieren können und dadurch darin eine hohe Leit-
fähigkeit erzeugen [Raj03]. Dies sollte bei den in dieser Arbeit entwickelten Nieder-
temperaturkeimschichten [B3, W19] jedoch nicht der Fall sein und wurde in detaillierten
Untersuchungen auch nicht festgestellt.
3 Heteroepitaxie von GaN auf Silizium 23
3.7.2 Leuchtdioden
Die derzeit bedeutendste kommerzielle Anwendung des GaN sind Leuchtdioden im blauen
und grünen Wellenlängenbereich. Diese werden derzeit auf SiC- und Saphirsubstraten her-
gestellt, welche eine Mohssche Härte von über 9 besitzen und bisher nur mit teurem Dia-
mant gedünnt und vereinzelt werden. Inzwischen gibt es zum Vereinzeln auch laserbasierte
Methoden, welche verschleißärmer sind [Com02]; diese haben sich jedoch noch nicht auf
breiter Front durchgesetzt. Saphir ist außerdem isolierend, und von daher beinhaltet die
Prozessierung mehr Schritte und ist entsprechend teurer. Si hat den Vorteil der einfachen
Bearbeitbarkeit, der guten elektrischen und thermischen Leitfähigkeit, jedoch den Nachteil
starker Lichtabsorption. Letztgenannter kann am effizientesten durch freitragende GaN
Filme auf hochreflektierenden, also z.B. metallisierten oder metallischen Wärmesenken
behoben werden, was inzwischen auch für LEDs auf Saphir mit aufwendigen Verfahren
realisiert wird [Kel99, OS03, Hae03]. Entscheidend für eine gute Lichtausbeute der LEDs
ist unter anderem eine geringe Versetzungsdichte und daher auch eine relativ hohe Schicht-
dicke. Mittels LT-AlN und SiN Schichten läßt sich, wie in Referenz W3 gezeigt, beides
erzielen. Alternativ lassen sich auch auf strukturierten, bzw. teilweise maskierten Sub-
straten LEDs ohne LT-AlN Schichten realisieren [B4, W11]. Bislang wurden für ganz-
flächig auf unstrukturierten 2 Zoll Wafern gewachsenen LEDs Bestwerte von 0.83 mW bei
ca. 470 nm und 20 mA erzielt, wobei diese LEDs sogar in gekapselten Kunststoffgehäusen
im Gegensatz zu LEDs auf Saphirwafern noch bei bis zu 80 mA im Dauerbetrieb zu
betreiben sind, ein Hinweis auf eine gute Wärmeabfuhr durch das Si-Substrat. Durch das
absorbierende Substrat und den geringen Winkel der Totalreflektion von ~24° bzw. ~38°,
je nachdem ob an Luft oder eingegossen in Epoxydharz, werden 95-85% des in der
Struktur entstehenden Lichtes zurückreflektiert. Mittels Seitenfacetten kann die Lichtaus-
beute deutlich erhöht werden, wobei bei GaN auf Si LEDs die Strahlen meist mehrfach in
der dünnen GaN Kavität zwischen der Oberfläche und dem Substrat reflektiert werden
müssen, bevor sie austreten. Auch hier kann man hohe Verluste durch die Absorption in
der GaN Schicht und vor allen Dingen im Substrat erwarten. Bei abgelösten und
strukturierten Schichten auf Saphir hat man inzwischen eine Auskoppeleffizienz von bis zu
75% erzielt [OS03, Hae03], d.h. mindestens um einen Faktor 5 höhere Lichtausbeuten sind
schon jetzt mit LEDs auf Si erzielbar, das wären schon jetzt 4 mW bei 20 mA.1
Wie schon in Kapitel 3.6 erwähnt, ist eine niedrige Versetzungsdichte für eine hohe Licht-
ausbeute entscheidend. SiN Masken erhöhen die Lichtausbeute signifikant und tragen
wesentlich zu den jüngsten Verbesserungen der LEDs bei. Dickere Schichten mit gerin-
gerer Versetzungsdichte werden durch die plastische Deformation des Siliziums erschwert,
trotzdem sind flache LED Strukturen mit fast 4 µm Dicke inzwischen realisiert worden
1 Zum Vergleich: der derzeitige Weltrekord liegt bei 19 mW bei 20 mA [Com03].
24 3.7 Bauelemente
[B5]. Solche Schichten eignen sich hervorragend zum Ablösen als freitragende Filme, bzw.
für Hochleistungs-LEDs, da sie eine ausreichende Eigenstabilität besitzen und beim
Transferieren nicht reißen.
4 Zusammenfassung 25
4 Zusammenfassung
Die Arbeit faßt die wesentlichen in den letzten vier Jahren erzielten Fortschritte auf dem
Gebiet der GaN Heteroepitaxie auf Silizium und von ZnO zusammen.
Zum ZnO-Wachstum mittels MOVPE gab es zu Beginn der Arbeit kaum Berichte über
hochwertige Schichten. Da es noch kein etabliertes Verfahren zur Herstellung von ZnO
gibt, wurden aus der Vielzahl von möglichen Sauerstoffprecursoren einige vorausgewählte
untersucht. Im Rahmen der Arbeit konnte, aufbauend auf grundlegenden Wachstumsunter-
suchungen, ein mehrstufiges Verfahren entwickelt werden, welches glatte, röntgeno-
graphisch und optisch hochwertige ZnO Schichten mittels MOVPE ergibt.
Die geringe Hintergrunddotierung um 1x1016 cm-3 macht die erzielten ZnO Schichten für
eine p-Typ Dotierung und damit ein weites Anwendungsspektrum interessant, sofern die p-
Typ Dotierung aufgrund der physikalischen Gegebenheiten überhaupt gelingt, bzw. stabil
ist. Die Untersuchungen zeigen, daß die p-Typ Dotierung mit dem von vielen Gruppen
favorisiertem Stickstoff wenn, dann nur in einem äußerst engen Parameterfenster gelingen
kann.
In der Heteroepitaxie von GaN auf Silizium sind im Rahmen dieser Arbeit wesentliche
Durchbrüche, insbesondere bei der für eine kommerzielle Anwendung entscheidenden Riß-
eliminierung erzielt worden. Mit einer der zwei entwickelten Methoden können prinzipiell
beliebig dicke, rißfreie GaN Schichten auf Si abgeschieden werden. Wesentlich ist hierbei,
daß die Restverkrümmung mit der Methode der Niedertemperatur-AlN-Zwischenschichten
sehr genau gesteuert werden kann, was entscheidend für die weitere Prozessierung von
Bauelementstrukuren ist.
Die vielfältigen Ursachen von Verspannungen wurden erstmals mit einem neuentwickelten
Spannungs- bzw. Krümmungsmeßgerät detailliert in-situ untersucht. Es konnte gezeigt
werden, daß viele Spannungsquellen sensitiv auf die Versetzungsdichte im Kristall
reagieren und somit Versetzungen, abgesehen von deren nachteiligen Auswirkungen auf
Bauelemente, auch starke Auswirkungen auf den Verspannungszustand des Materials
haben können.
Die im Labor demonstrierten Leuchtdioden und Transistorbauelemente zeigen aufgrund
der geringen Herstellungskosten und der für Labormuster sehr guten Kenndaten – die bei
den LEDs mit großem Abstand internationale Bestwerte sind – ein großes Potential für
Anwendungen im Massenmarkt.
26
Ausgewählte Publikationen des Autors zu den Themen 27
Ausgewählte Publikationen des Autors zu den Themen
[B1] N. Oleynik, M. Adam, A. Krtschil, J. Bläsing, A. Dadgar, F. Bertram, D. Forster, A. Diez, A. Greiling, M. Seip, J. Christen, and A. Krost, Metalorganic chemical vapor phase deposition of ZnO with different O-precursors, J. Cryst. Growth 248, 14 (2003)
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[W1] A. Dadgar, A. Strittmatter, J. Bläsing, M. Poschenrieder, O. Contreras, P. Veit, T. Riemann, F. Bertram, A. Reiher, A. Krtschil, A. Diez, T. Hempel, T. Finger, A. Kasic, M. Schubert, D. Bimberg, F. A. Ponce, J. Christen, and A. Krost, Metalorganic chemical vapor phase epitaxy of gallium-nitride on silicon, phys. stat. sol. (c) 0, 1583 (2003)
[W2] A. Dadgar, M. Poschenrieder, I. Daumiller, M. Kunze, A. Strittmatter, T. Riemann, F. Bertram, J. Bläsing, F. Schulze, A. Reiher, A. Krtschil, O. Contreras, A. Kaluza, A. Modlich, M. Kamp, L. Reißmann, A. Diez, J. Christen, F.A. Ponce, D. Bimberg, E. Kohn, and A. Krost, Gallium-nitride-based devices on silicon, phys. stat. sol. (c) 0, 1940 (2003)
28 Ausgewählte Publikationen des Autors zu den Themen
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[W4] N. Oleynik, A. Dadgar, J. Christen, J. Bläsing, M. Adam, T. Riemann, A. Diez, A. Greiling, M. Seip, and A. Krost, Growth of ZnO layers by metal organic chemical vapor phase epitaxy, phys. stat. sol. (a) 192, 189 (2002)
[W5] Otto-von-Guericke-Universität Magdeburg, Erfinder A. Dadgar und A. Krost, Verfahren zur Herstellung von Gruppe-II-Oxid Schichten mit epitaktischen Methoden, Patentanmeldung DE10238135.6
[W6] Nikolay Oleynik, Armin Dadgar, Jürgen Bläsing, Marco Adam, André Krtschil, Daniel Forster, Frank Bertram, Anette Diez, Markus Seip, Arnd Greiling, Jürgen Christen, and Alois Krost, Metal Organic Vapor Phase Epitaxy of ZnO on GaN/Si(111) Using Tertiary-Butanol as O-Precursor, Jpn. J. Appl. Phys. 42, 7474 (2003)
[W7] A. Krost, J. Christen, N. Oleynik, A. Dadgar, S. Deiter, J. Bläsing, A. Krtschil, D. Forster, F. Bertram, and A. Diez, Ostwald ripening and flattening of epitaxial ZnO layers during in situ annealing in metal organic vapor phase epitaxy, submitted to Appl. Phys. Lett.
[W8] R. Liu, F.A. Ponce, A. Dadgar, and A. Krost, Atomic arrangement at the AlN/Si (111) interface, Applied Physics Letters 83, (2003)
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Ausgewählte Publikationen des Autors zu den Themen 29
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[W14] R. Clos, A. Dadgar, and A. Krost, Wafer curvature in the nonlinear deformation range, submitted to Phys. Rev. Lett.
[W15] A. Dadgar, P. Veit, R. Clos, G. Straßburger, J. Bläsing, A. Diez, and A. Krost, Dislocation dependent tensile stress generation by Si doping of GaN, to be published
[W16] T. Riemann, J. Christen, P. Veit, R. Clos, A. Dadgar, A. Krost, U. Haboeck, and A. Hoffmann, GaN on Si with SiN interlayers, submitted to J. Appl. Phys.
[W17] A. Dadgar, G. Straßburger, T. Riemann, J. Bläsing, J. Christen, R. Clos, A. Krost, Stress measurements during GaN heteroepitaxy, MRS-Fall Meeting, Boston, USA Dezember 2003
[W18] J. Bläsing, A. Reiher, A. Dadgar, A. Diez, and A. Krost, The origin of stress reduction by low-temperature AlN interlayers, Appl. Phys. Lett. 81, 2722 (2002)
[W19] A. Dadgar, M. Poschenrieder, J. Bläsing, O. Contreras, F. Bertram, T. Riemann, A. Reiher, M. Kunze, I. Daumiller, A. Krtschil, A. Diez, A. Kaluza, A. Modlich, M.Kamp, J. Christen, F.A. Ponce, E. Kohn, and A. Krost, MOVPE growth of GaN on Si(111) substrates, Journal of Crystal Growth 248, 556 (2003)
[W20] O. Contreras, F.A. Ponce, J. Christen, A. Dadgar, and A. Krost, Dislocation annihilation by silicon delta-doping in GaN epitaxy on Si, Appl. Phys. Lett. 81, 4712 (2002)
[W21] A. Dadgar, M. Poschenrieder, J. Bläsing, O. Contreras, F. Bertram, T. Riemann, A. Reiher, M. Kunze, I. Daumiller, A. Krtschil, A. Diez, A. Kaluza, A. Modlich, M. Kamp, J. Christen, F.A. Ponce, E. Kohn und A. Krost, Bright future for GaN-on-Si, Proceedings State-of-the-Art Program Compound Semicond. XXXVII/Narrow Bandgap Optoelectronic Mater. Dev., Eds. P.C. Chang, W.K. Chan, D.N. Buckley, and A.G. Bac, Salt Lake City (USA), Oct. 2002
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